CN110177894A - 高强度钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高强度钢板，其特征在于，其是包含板厚中心部和配置于该板厚中心部的一侧或两侧的表层软化部且抗拉强度为800MPa以上的高强度钢板，各表层软化部具有超过10μm～板厚的30％以下的厚度，上述表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下，上述表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下。

Description

高强度钢板
技术领域
本发明涉及高强度钢板、更详细而言涉及抗拉强度为800MPa以上、优选为1100MPa以上的高强度钢板。
背景技术
近年来，从提高与环境保护有关的燃料效率的观点出发，强烈要求汽车用钢板的高强度化。一般，就超高强度冷轧钢板而言，无法应用拉深成形或鼓凸成形等在软钢板中应用的成形方法，作为成形方法，弯曲成形成为主体。进而，为了高强度化，除了良好的弯曲性以外还需要高的弯曲载荷。因此，在使用超高强度冷轧钢板作为汽车的结构部件的情况下，良好的弯曲性和弯曲载荷成为重要的选定基准。
可是，在钢板的弯曲加工中，由于在弯曲外周表层部的周向上受到大的拉伸应力，另一方面，在弯曲内周表层部受到大的压缩应力，因此表层部的状态对于超高强度冷轧钢板的弯曲性产生较大影响。于是，已知通过在表层具有软质层，从而缓和在弯曲加工时在钢板表面产生的拉伸应力、压缩应力来改善弯曲性。关于这样的在表层具有软质层的高强度钢板，在专利文献1～3中公开了以下那样的钢板及它们的制造方法。
首先，在专利文献1中记载了一种高强度镀覆钢板及其制造方法，其特征在于，从钢板与镀层的界面朝向钢板侧依次具有含有Si和/或Mn的氧化物的内部氧化层、包含上述内部氧化层的软质层、和由以马氏体和贝氏体作为主体的组织构成的硬质层，满足上述软质层的平均深度T为20μm以上及上述内部氧化层的平均深度t为4μm以上且低于上述T。
接着，在专利文献2中记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，其特征在于，距离钢板表面为100μm位置的维氏硬度减去距离钢板表面的深度为20μm位置的维氏硬度而得到的值(△Hv)为30以上。
接着，在专利文献3中记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，其特征在于，距离表层在板厚方向上为5μm位置的维氏硬度为板厚方向的1/2位置的硬度的80％以下，距离表层在板厚方向上为15μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置的维氏硬度的90％以上。
但是，在专利文献1～3中的任一者中，对于软质层的硬度不均都没有进行充分的研究。例如，在专利文献1中，虽然记载了软质层具有内部氧化层，但推定在这种情况下，在软质层内在氧化物与除其以外的组织之间产生硬度不均。若软质层的硬度存在不均，则具有这样的软质层的钢板有时无法达成充分的弯曲性。另外，在专利文献1～3中的任一者中，对于控制表层的软质层与内部的硬质层之间的过渡带中的硬度的倾斜均没有言及。另外，虽然通过在表层具有软质层而推定弯曲载荷的劣化，但是在专利文献1～3中的任一者中，对于弯曲载荷均没有言及。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-34334号公报
专利文献2：日本特开2015-117403号公报
专利文献3：国际公开第2016/013145号
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的是有利地解决上述的现有技术所具有的问题，提供适宜作为汽车部件用原材料的具有弯曲加工性的高强度钢板。
用于解决课题的手段
本发明者们为了解决与超高强度钢板的弯曲性相关的问题，进行了深入研究。首先，本发明者们参考以往的见识，制造在表层具有软质层的钢板，对弯曲性进行了调查。在表层具有软质层的钢板均见到了弯曲性的改善。此时，获知进一步降低软质层的平均硬度和进一步增厚软质层厚度大致是弯曲性改善、弯曲载荷劣化的方向。但是，本发明者们继续进行了更详细的调查，结果注意到：在通过各种各样的方法来进行表层的软质化的情况下，仅仅调整表层的软质层的平均硬度或软质层的厚度时，钢板的弯曲性没有被充分改善，或弯曲载荷显著劣化。
于是，本发明者们进一步进行了详细的研究。其结果获知：通过在母材的单面或两面焊接具有某种特征的钢板、并在特定的条件下进行热轧或退火而得到的复层钢板(也可以称为多层钢板)不会使弯曲载荷劣化且最能够改善弯曲性。而且，弄清楚了通过上述的方法而弯曲性改善的最大的理由是抑制软质层中的微观硬度不均。该效果非常显著，与软质层的硬度不均大的情况相比，即使软质层的平均硬度高，另外，即使软质层的厚度小，也得到充分的弯曲性的改善。由此，能够使由软质层引起的抗拉强度的劣化变得最小，能够兼顾以往所没有的抗拉强度具体而言为800MPa以上、优选1100MPa以上的抗拉强度和弯曲性。该效果的机理不完全清楚，但可以考虑如下。在软质层中硬度具有不均的情况下，大多在软质层内具有多种组织(铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体)和/或氧化物。这些机械特性不同的第二相(或第二组织)在弯曲加工时成为应变或应力集中的原因，有可能通过生成空隙而成为开裂的起点。因此，认为通过抑制软质层的硬度不均，能够提高弯曲性。另外，本发明者们还发现：通过除了抑制表层的软质层中的微观的硬度不均以外，而且同时满足减小从该表层的软质层向内部的硬质层过渡的区域(以下称为过渡带)中的板厚方向的硬度的倾斜，弯曲性进一步提高。在软质层与硬质层的过渡带的硬度的倾斜急剧时，软质层与硬质层的塑性变形量较大乖离，在过渡带中产生断裂的可能性变高。由此认为，通过除了抑制软质层中的微观硬度不均以外，同时满足减小软质层与硬质层的过渡带中的板厚方向的硬度的倾斜，弯曲性进一步提高。
需要说明的是，表层软化部以外(以下称为硬质层)的硬度的不均没有对弯曲性造成影响。由此，可以将以往被视为对弯曲性不利的延展性优异的DP钢及TRIP(相变诱导塑性：Transformation Induced Plasticity)钢等用于硬质层中，除了抗拉强度和弯曲性以外能够进一步兼顾延展性这点是本发明的优点之一。
像这样得到的本发明的主旨如下所述。
(1)一种高强度钢板，其特征在于，其是包含板厚中心部和配置于该板厚中心部的一侧或两侧的表层软化部且抗拉强度为800MPa以上的高强度钢板，各表层软化部具有超过10μm～板厚的30％以下的厚度，上述表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下，上述表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下。
(2)根据上述(1)所述的高强度钢板，其特征在于，在上述板厚中心部与各表层软化部之间进一步包含与它们邻接地形成的硬度过渡带，该硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度钢板，其特征在于，上述板厚中心部以面积分率计包含10％以上的残留奥氏体。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述板厚中心部以质量％计含有：
C：0.05～0.8％、
Si：0.01～2.50％、
Mn：0.010～8.0％、
P：0.1％以下、
S：0.05％以下、
Al：0～3％及
N：0.01％以下，
剩余部分包含铁及不可避免的杂质。
(5)根据上述(4)所述的高强度钢板，其特征在于，上述板厚中心部进一步以质量％计含有选自由
Cr：0.01～3％、
Mo：0.01～1％及
B：0.0001％～0.01％构成的组中的至少一种。
(6)根据上述(4)或(5)所述的高强度钢板，其特征在于，上述板厚中心部进一步以质量％计含有选自由
Ti：0.01～0.2％、
Nb：0.01～0.2％及
V：0.01～0.2％构成的组中的至少一种。
(7)根据上述(4)～(6)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述板厚中心部进一步以质量％计含有选自由
Cu：0.01～1％及
Ni：0.01～1％构成的组中的至少一种。
(8)根据上述(4)～(7)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述表层软化部的C量为上述板厚中心部的C量的0.30倍以上且0.90倍以下。
(9)根据上述(5)～(8)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述表层软化部的Mn量、Cr量及Mo量的总和为上述板厚中心部的Mn量、Cr量及Mo量的总和的0.3倍以上。
(10)根据上述(5)～(9)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述表层软化部的B量为上述板厚中心部的B量的0.3倍以上。
(11)根据上述(7)～(10)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述表层软化部的Cu量及Ni量的总和为上述板厚中心部的Cu量及Ni量的总和的0.3倍以上。
(12)根据上述(1)～(11)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在上述表层软化部的表面进一步包含热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、或电镀锌层。
发明效果
本发明的高强度钢板具有适宜作为汽车部件用原材料的优异的弯曲加工性。因此，本发明的高强度钢板可以优选作为汽车部件用原材料利用。此外，在该高强度钢板的板厚中心部与表层软化部之间包含板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下的硬度过渡带的情况下，能够进一步提高弯曲加工性。另外，在板厚中心部以面积分率计包含10％以上的残留奥氏体的情况下，除了弯曲加工性的提高以外，还能够提高延展性。
附图说明
图1表示关于本发明的优选的实施方式所涉及的高强度钢板的硬度分布的一个例子。
图2是说明制造本发明的高强度钢板时的C原子的扩散的示意图。
图3是表示与制造本发明的高强度钢板的方法中使用的粗轧有关的轧制道次后的位错密度变化的图表。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下的实施方式。
基于本发明的钢板需要使具有超过10μm～板厚的30％以下的厚度的表层软化部的平均维氏硬度、更具体而言表层软化部整体的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下。表层软化部的厚度为10μm以下时不能得到充分的弯曲性的改善，若大于30％则抗拉强度的劣化变得显著。表层软化部的厚度更优选为板厚的20％以下、进一步优选为10％以下。若表层软化部的平均维氏硬度大于板厚1/2位置的平均维氏硬度的0.90倍则不能得到充分的弯曲性的改善。
本发明中，“表层软化部的平均维氏硬度”如下那样来确定。首先，从板厚的1/2位置朝向表面在板厚方向上以一定的间隔(例如每隔板厚的5％。根据需要每隔1％或0.5％)、以压入载荷100g重量测定某个板厚方向位置处的维氏硬度，接着从该位置在板厚垂直方向且与轧制方向平行的线上同样地以压入载荷100g重量测定合计3点以上、例如5点或10点的维氏硬度，将它们的平均值设定为该板厚方向位置处的平均维氏硬度。需要说明的是，在板厚方向及轧制方向上排列的各测定点的间隔在可能的情况下优选设定为压痕的4倍以上的距离。本说明书中“压痕的4倍以上的距离”是指在测定维氏硬度时通过金刚石压头产生的压痕的矩形开口处的对角线的长度的4倍以上的距离。某个板厚方向位置处的平均维氏硬度成为同样地测定的板厚1/2位置处的平均维氏硬度的0.90倍以下时，将比该位置更靠表面侧定义为表层软化部。在像这样定义的表层软化部内随机地测定10点的维氏硬度，通过算出它们的平均值来确定表层软化部的平均维氏硬度。表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下时，弯曲性进一步提高。进一步优选为超过0.60倍且0.85倍以下，进一步优选为超过0.60倍且0.80倍以下。
表层软化部的纳米硬度的标准偏差需要为0.8以下。这是由于：如上所述，通过抑制表层软化部的硬度不均，弯曲性显著提高。若标准偏差大于0.8则该效果不充分。从该观点出发，标准偏差更优选为0.6以下，进一步优选为0.4以下。标准偏差的下限没有规定，但设定为0.05以下在技术上是困难的。对弯曲性产生影响的特别是表层软化部的板厚垂直方向上的微观的硬度不均，即使在表层软化部内在板厚方向上具有缓和的硬度的倾斜，也不会阻碍本发明的效果。于是，纳米硬度的标准偏差需要在某个板厚方向位置且与板厚方向垂直的位置处进行测定。本发明中，“表层软化部的纳米硬度的标准偏差”是指，在上述定义的表层软化部的厚度的1/2位置处在与板厚方向垂直并且与轧制方向平行的线上，使用Hysitron公司的tribo-900，利用Berkovich形状的金刚石压头在80nm的压入深度的条件下，空开3μm的间隔测定合计100个部位的纳米硬度，由所得到的纳米硬度的直方图求出的标准偏差。
为了进一步提高高强度钢板的弯曲性，硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化优选为5000(ΔHv/mm)以下。本发明中“硬度过渡带”如下那样来定义。首先，从板厚的1/2位置朝向表面在板厚方向上以一定的间隔(例如每隔板厚的5％。根据需要每隔1％或0.5％)、以压入载荷100g重量测定某个板厚方向位置处的维氏硬度，接着从该位置在板厚垂直方向且与轧制方向平行的线上同样地以压入载荷100g重量测定合计3点以上、例如5点或10点的维氏硬度，将它们的平均值设定为该板厚方向位置处的平均维氏硬度。需要说明的是，在板厚方向及轧制方向上排列的各测定点的间隔在可能的情况下优选设定为压痕的4倍以上的距离。在某个板厚方向位置处的平均维氏硬度成为同样地测得的板厚1/2位置处的平均维氏硬度的0.95倍以下时，从该位置到之前定义的表层软化部为止的区域被定义为硬度过渡带。
硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化(ΔHv/mm)通过以下的式子来定义。
平均硬度变化(ΔHv/mm)＝(硬度过渡带的维氏硬度的最大平均硬度)-(硬度过渡带的维氏硬度的最小平均硬度)/硬度过渡带的厚度
其中，硬度过渡带的维氏硬度的最大平均硬度是指硬度过渡带内的各板厚方向位置处的平均维氏硬度中最大的值，硬度过渡带的维氏硬度的最小平均硬度是指硬度过渡带内的各板厚方向位置处的平均维氏硬度中最小的值。
若硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化大于5000(ΔHv/mm)，则有时弯曲性降低。优选为4000(ΔHv/mm)以下，更优选为3000(ΔHv/mm)以下，最优选为2000(ΔHv/mm)以下。硬度过渡带的厚度没有规定。但是，若硬度过渡带在板厚中所占的比例大则抗拉强度降低，因此硬度过渡带在单面中优选为板厚的20％以下。更优选为10％以下。
为了不使高强度钢板的弯曲载荷劣化，表层软化部的平均维氏硬度需要为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍。为0.60倍以下时，因在弯曲加工时表层软化部大大变形而板厚中心部靠近弯曲外而导致在早期发生开裂，因此弯曲载荷显著劣化。需要说明的是，这里所谓的弯曲载荷是指从钢板采集60mm×60mm的试验片，依据德国汽车工业会(VDA)标准238-100，在冲头曲率为0.4mm、辊径为30mm、辊间距离为2×板厚+0.5(mm)、最大压入冲程为11mm的条件下进行弯曲试验而得到的最大载荷。
图1中示出关于本发明的优选的实施方式所涉及的高强度钢板的硬度分布的一个例子。示出板厚为1mm的钢板的从表面到板厚1/2位置为止的硬度分布。横轴为板厚方向的位置(mm)，在表面为0mm，在板厚1/2位置处为0.5mm。纵轴表示各板厚方向位置处的维氏硬度的5点平均。板厚1/2位置的维氏硬度为430Hv，比成为其0.90倍以下的点更靠表面侧成为表层软化部，成为0.95倍以下的点与表层软化部之间的范围成为硬度过渡带。
为了提高高强度钢板的延展性，板厚中心部优选以面积分率计包含10％以上的残留奥氏体。这是由于通过残留奥氏体的相变诱导塑性而延展性提高，残留奥氏体的面积分率为10％以上时，可得到15％以上的延展性。若利用该残留奥氏体的效果，则即使是不包含软质的铁素体的情况下，也能够确保15％以上的延展性，因此能够推进板厚中心部的高强度化，能够兼顾高强度和高延展性。需要说明的是，这里所谓的延展性是指从钢板与轧制方向成直角地采集日本工业标准JIS5号试验片、依据JIS Z 2241进行拉伸试验而得到的总伸长率。
接着，对为了得到本发明的效果而优选的板厚中心部的化学组成进行叙述。需要说明的是，关于元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。需要说明的是，有时在板厚中心部中在与表层软化部的边界附近通过与表层软化部的合金元素的扩散而化学组成与充分远离边界的位置不同。例如，在本发明的高强度钢板包含上述的硬度过渡带时，有时在板厚中心部中与该硬度过渡带的边界附近和充分远离该边界的位置处化学组成不同。这样的情况下，将在板厚1/2位置附近测定的化学组成如下规定。
“C：0.05～0.8％”
C是提高钢板的强度的元素，为了提高高强度钢板的强度而添加。但是，若C的含量超过0.8％则韧性变得不充分。另外，若C的含量低于0.05％则强度变得不充分。C的含量优选为0.6％以下的范围，更优选为0.5％以下的范围。
“Si：0.01～2.50％”
Si为铁素体稳定化元素，由于使Ac3相变点增加，因此能够在宽的退火温度下形成大量的铁素体，从组织控制性提高的观点出发而添加。为了得到这种效果，需要将Si量设定为0.01％以上。另一方面，从确保延展性的观点出发，Si的含量低于0.30％时大量地生成粗大的铁系碳化物，无法将内部显微组织的残留奥氏体组织分率设定为10％以上，有时伸长率降低。从该观点出发，Si的下限值优选为0.30％以上，更优选为0.50％以上。此外，Si也是为了抑制板厚中心部处的铁系碳化物的粗大化、提高强度和成形性所需要的元素。另外，由于作为固溶强化元素，有助于钢板的高强度化，因此需要添加。从这些观点出发，Si的下限值优选为1％以上，更优选为1.2％以上。但是，由于若Si的含量超过2.50％则板厚中心部脆化，延展性劣化，因此将上限设定为2.50％。从确保延展性的观点出发，Si的含量优选为2.20％以下，更优选为2.00％以下。
“Mn：0.010～8.0％”
Mn为了提高高强度钢板的强度而添加。为了得到这种效果，需要将Mn量设定为0.010％以上。但是，若Mn的含量超过8.0％则起因于Mn的偏析的钢板表层的硬度分布变大。从该观点考虑，优选为5.0％以下，进一步优选为4.0％，进一步更优选为3.0％以下。
“P：0.1％以下”
P存在在钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接部脆化。由于若超过0.1％则焊接部的脆化变得显著，因此将其恰当范围限定为0.1％以下。P的含量的下限没有规定，但设定为低于0.001％在经济上是不利的。
“S：0.05％以下”
S会对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性造成不良影响。由此，将其上限值设定为0.05％以下。S的含量的下限没有规定，但设定为低于0.0001％在经济上是不利的。
“Al：0～3％”
Al作为脱氧剂起作用，优选在脱氧工序中添加。为了得到这种效果，需要将Al量设定为0.01％以上。另一方面，若Al量超过3％，则连续铸造时的板坯开裂的危险性提高。
“N：0.01％以下”
N由于会形成粗大的氮化物、使弯曲性劣化，因此需要抑制添加量。这是由于若N超过0.01％，在该倾向变得显著，因此将N含量的范围设定为0.01％以下。此外，N会成为焊接时的气孔产生的原因，因此少较好。在N的含量的下限值没有特别规定的情况下可发挥本发明的效果，但由于将N的含量设定为低于0.0005％会导致制造成本的大幅的增加，因此其为实质上的下限值。
“选自由Cr：0.01～3％、Mo：0.01～1％及B：0.0001～0.01％构成的组中的至少一种”
Cr、Mo及B为有助于强度的提高的元素，可以代替Mn的一部分而使用。Cr、Mo及B优选分别含有0.01％以上、0.01％以上及0.0001％以上的它们中的1种或2种以上。另一方面，若各元素的含量过多，则有时酸洗性或焊接性、热加工性等劣化，因此Cr、Mo及B的含量分别优选为3％以下、1％以下及0.01％以下。
“选自由Ti：0.01～0.2％、Nb：0.01～0.2％及V：0.01～0.2％构成的组中的至少一种”
Ti、Nb及V为强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度上升。在以该目的添加时优选添加0.01％以上。但是，若各自含量超过0.2％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。
“选自由Cu：0.01～1％及Ni：0.01～1％构成的组中的至少一种”
Cu及Ni为有助于强度的提高的元素，可以代替Mn的一部分而使用。Cu及Ni优选分别含有0.01％以上的它们中的1种或2种。另一方面，由于若各元素的含量过多，则有时酸洗性或焊接性、热加工性等劣化，因此Cu及Ni的含量优选为1.0％以下。
进而，即使在板厚中心部中有意地或不可避免地添加以下的元素也不会阻碍本发明的效果。即，O：0.001～0.02％、W：0.001～0.1％、Ta：0.001～0.1％、Sn：0.001～0.05％、Sb：0.001～0.05％、As：0.001～0.05％、Mg：0.0001～0.05％、Ca：0.001～0.05％、Zr：0.001～0.05％、以及Y：0.001～0.05％、La：0.001～0.05％及Ce：0.001～0.05％等REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)。
本发明中的钢板有时表层软化部和板厚中心部的化学组成不同。将在后面叙述，但本发明中的重要点是通过将表层大致设定为低温相变组织(贝氏体、马氏体等)并抑制铁素体、珠光体相变来降低硬度的不均。在这样的情况下，表层软化部处的优选的化学组成如下所述。
“C：板厚中心部的C量的0.30倍以上且0.90倍以下并且0.72％以下”
C是提高钢板的强度的元素，为了提高高强度钢板的强度而添加。表层软化部的C量优选为板厚中心部的C量的0.90倍以下。这是为了使表层软化部的硬度比板厚中心部的硬度低。若大于0.90倍，则有时表层软化部的平均维氏硬度不会成为板厚1/2位置的平均维氏硬度的0.90倍以下。更优选表层软化部的C量为板厚中心部的C量的0.80倍以下，进一步更优选为0.70倍以下。表层软化部的C量需要为板厚中心部的C量的0.30倍以上。在低于0.30倍的情况下，有时表层软化部的平均维氏硬度不会成为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍。在表层软化部的C量为板厚中心部的C量的0.90倍以下的情况下，由于板厚中心部的优选的C的含量为0.8％以下，所以表层软化部的优选的C的含量成为0.72％以下。优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下，最优选为0.1％以下。C量的下限没有特别规定。在使用工业用的极低C钢的情况下，0.001％左右为实质上的下限，从固溶C量的观点出发，也可以使用利用Ti或Nb等将固溶C完全排除的无间隙原子(Interstitial Free)钢。
“Si：0.01～2.5％”
Si是抑制马氏体的回火软化的元素，可以通过添加来抑制由回火引起的强度的降低。为了得到这种效果，需要将Si量设定为0.01％以上。但是，由于若添加多于2.5％则会使韧性劣化，因此设定为2.5％以下。
“Mn：0.01～8.0％”
Mn为了提高高强度钢板的强度而添加。为了得到这种效果，需要将Mn量设定为0.01％以上。但是，若Mn的含量超过8.0％则起因于Mn的偏析的钢板表层的硬度分布变大。从该观点考虑，优选为5％以下，进一步优选为3％以下。
此外，表层软化部的Mn量、Cr量及Mo量的总和优选为板厚中心部的Mn量、Cr量及Mo量的总和的0.3倍以上。虽然这将在后面叙述，但表层软化部通过将组织的大部分设定为低温相变组织(贝氏体及马氏体等)来降低硬度不均。若提高淬透性的Mn量、Cr量及Mo量的总和小于板厚中心部的Mn量、Cr量及Mo量的总和的0.3倍，则容易产生铁素体相变，成为硬度不均的原因。更优选为0.5倍以上，进一步更优选为0.7倍以上。各自的上限值没有规定。
“P：0.1％以下”
P会使焊接部脆化。由于若超过0.1％则焊接部的脆化变得显著，因此将其恰当范围限定为0.1％以下。P的含量的下限没有规定，但设定为低于0.001％在经济上是不利的。
“S：0.05％以下”
S会对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性造成不良影响。由此，将其上限值设定为0.05％以下。S的含量的下限没有规定，但设定为低于0.0001％在经济上是不利的。
“Al：0～3％”
Al作为脱氧剂起作用，优选在脱氧工序中添加。为了得到这种效果，需要将Al量设定为0.01％以上。另一方面，若Al量超过3％，则连续铸造时的板坯开裂的危险性提高。
“N：0.01％以下”
N由于会形成粗大的氮化物、使弯曲性劣化，因此需要抑制添加量。这是由于若N超过0.01％，则该倾向变得显著，因此将N含量的范围设定为0.01％以下。此外，N由于成为焊接时的气孔产生的原因，因此少较好。在N的含量的下限值没有特别规定的情况下可发挥本发明的效果，但由于将N的含量设定为低于0.0005％会导致制造成本的大幅的增加，因此其为实质上的下限值。
“选自由Cr：0.01～3％、Mo：0.01～1％及B：0.0001～0.01％构成的组中的至少一种”
Cr、Mo及B为有助于强度的提高的元素，可以代替Mn的一部分而使用。Cr、Mo及B优选分别含有0.01％以上、0.01％以上及0.0001％以上的它们中的1种或2种以上。另一方面，由于若各元素的含量过多，则有时酸洗性或焊接性、热加工性等劣化，因此Cr、Mo及B的含量分别优选为3％以下、1％以下及0.01％以下。另外，Cr和Mo与Mn的总和有优选的范围，如上所述。
另外，表层软化部的B量优选为板厚中心部的B量的0.3倍以上。若提高淬透性的B量小于板厚中心部的B量的0.3倍则容易产生铁素体相变，成为硬度的不均的原因。更优选为0.5倍以上，进一步更优选为0.7倍以上。上限值没有规定。
“选自由Ti：0.01～0.2％、Nb：0.01～0.2％及V：0.01～0.2％构成的组中的至少一种”
Ti、Nb及V为强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化，有助于钢板的强度上升。在以该目的添加时优选添加0.01％以上。但是，若各自含量超过0.2％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。
“选自由Cu：0.01～1％及Ni：0.01～1％构成的组中的至少一种”
Cu及Ni为有助于强度的提高的元素，可以代替Mn的一部分而使用。Cu及Ni优选分别含有0.01％以上的它们中的1种或2种。另一方面，由于若各元素的含量过多，则有时酸洗性或焊接性、热加工性等劣化，因此Cu及Ni的含量优选为1.0％以下。
另外，表层软化部的Cu量及Ni量的总和优选设定为板厚中心部的Cu量及Ni量的总和的0.3倍以上。若提高淬透性的Cu量及Ni量的总和小于板厚中心部的Cu量及Ni量的总和的0.3倍则容易产生铁素体相变，成为硬度的不均的原因。更优选为0.5倍以上，进一步更优选为0.7倍以上。各自的上限值没有规定。
进而，即使在表层软化部中有意地或不可避免地添加以下的元素也不会阻碍本发明的效果。即，O：0.001～0.02％、W：0.001～0.1％、Ta：0.001～0.1％、Sn：0.001～0.05％、Sb：0.001～0.05％、As：0.001～0.05％、Mg：0.0001～0.05％、Ca：0.001～0.05％、Zr：0.001～0.05％、以及Y：0.001～0.05％、La：0.001～0.05％及Ce：0.001～0.05％等REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)。
本发明的效果即优异的弯曲加工性和/或延展性在对表层软化部的表面实施热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌的情况下也同样地能够达成。
接着，对用于得到本发明的高强度钢板的制法的方式进行说明。以下的说明是对用于得到本发明的高强度钢板的制法的单纯的例示进行示意，并不意图将本发明的高强度钢板限定于以下说明的那样的将两个钢板层叠而成的复层钢板。例如通过将单层钢板进行脱碳处理而将其表层部分软化，也可以制造包含表层软化部和板厚中心部的高强度钢板。
本发明中的重要点中有使表层的硬度的不均降低这点。表层的硬度的不均在表层中存在铁素体或珠光体等比较软的组织和低温相变组织(贝氏体或马氏体)这两者时变大。在以下的制法中，对本发明中将表层设定为大致低温相变组织的方法进行说明。
在满足上述的板厚中心部的成分的对表面进行了脱脂的母材钢板的一面或两面层叠表层用钢板。
通过对上述的层叠体(复层钢板)实施热轧·冷轧、连续退火、连续热浸镀等，能够得到基于本发明的高强度钢板、更具体而言热轧钢板、冷轧钢板、镀覆钢板。
例如，制造本发明中包含的高强度钢板中的热轧钢板的方法的特征在于，包含以下工序：在构成具有上面说明的化学组成的板厚中心部的母材钢板的一面或两面层叠构成具有同样在上面说明的化学组成的表层软化部的表层用钢板而形成复层钢板的工序；
将上述复层钢板在加热温度1100℃以上且1350℃以下、优选在超过1150℃且1350℃以下加热、接着进行热轧的热轧工序，上述热轧工序包含粗轧及终轧温度800～980℃下的精轧，上述粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下进行两次以上的热轧工序；以及
将热轧后的复层钢板在冷却过程中在750℃～550℃为止的温度以平均冷却速度2.5℃/s以上冷却，接着在卷取温度550℃以下进行卷取的工序。
在使元素在母材钢板与表层用钢板之间扩散、在两者之间形成板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下的硬度过渡带的情况下，在上述热轧工序中优选将复层钢板在加热温度1100℃以上且1350℃以下加热2小时以上，更优选在超过1150℃且1350℃以下加热2小时以上。
为了使高强度钢板中的板厚中心部的残留奥氏体以面积分率计成为10％以上而提高该高强度钢板的延展性，代替上面规定的热轧后的工序，优选包含将热轧后的复层钢板在冷却过程中在700℃～500℃的温度下保持3秒以上，接着在母材钢板的马氏体相变开始温度Ms以上且贝氏体相变开始温度Bs以下的温度进行卷取的工序。
其中，
Bs(℃)＝820―290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al
Ms(℃)＝541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al
其中，C、Si、Mn、Cr、Ni及Al为上述母材钢板的各元素的含量[质量％]，Sf为上述母材钢板的铁素体的面积分率。
若对各工序更详细地进行说明，则在得到热轧钢板的情况下，首先，将通过上述的方法制作的复层钢板在加热温度为1100℃以上、优选在超过1150℃且1350℃以下进行加热。为了抑制起因于铸造的晶体取向的各向异性，优选将板坯的加热温度设定为1100℃以上。另一方面，由于为了超过1350℃而进行加热需要投入大量的能量，导致制造成本的大幅的增加，因此板坯的加热温度设定为1350℃以下。另外，为了将表层软化部的纳米硬度的标准偏差控制在0.8以下，进而在存在硬度过渡带的情况下为了对其给予缓和的硬度变化，需要按照合金元素、特别是C原子的浓度缓和地进行分布的方式进行控制。C浓度的分布通过C原子的扩散而获得，C原子的扩散频率越是高温越增加。因此，为了控制C浓度，自热轧加热到粗轧中的控制变得重要。在热轧加热中，为了促进C原子的扩散，需要将加热温度高温化，优选为1100℃以上且1350℃以下，更优选为超过1150℃且1350℃以下。在热轧加热中，产生图2中所示的(i)及(ii)的变化。(i)是C原子从板厚中心部向表层软化部的扩散，(ii)是C从表层软化部向外部脱离的脱碳反应。通过该(i)和(ii)的C原子的扩散和脱离反应的平衡而使C浓度产生分布。低于1100℃时，由于(i)的反应不足，因此不能得到优选的C浓度分布。另一方面，超过1350℃时，由于过度地产生(ii)的反应，因此同样不能得到优选的浓度分布。
进而，为了在通过调节热轧加热温度而控制为优选的C浓度分布的基础上、进一步得到最佳的C浓度分布，粗轧中的道次控制变得极为重要。粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下进行两次以上。这是为了通过在粗轧中导入的应变而促进图2中的(i)的C原子的扩散。假如将通过热轧加热而将C浓度控制为优选的状态的板坯通过常规方法进行粗轧及精轧，则变成以C原子在表层软化部内无法充分扩散的状态板厚减少。因此，若由具有超过200mm的厚度的板坯通过常规方法的热轧来制造厚度为几mm的热轧钢板，则变成在表层软化部中C浓度急剧地变化的钢板，变得不能得到缓和的硬度变化。为了解决该问题而找到的方法是上述的粗轧的道次控制。C原子的扩散不仅受到温度而且较大受到应变(位错密度)的影响。特别是由于与晶格扩散相比，在位错扩散中扩散频率提高至10倍以上，因此变得需要残留位错密度、并且通过轧制而减薄板厚的努力。图3的曲线1表示粗轧的每1道次的板厚减少率小的情况的轧制道次后的位错密度变化，获知长时间地残存有应变。通过像这样长时间地使应变残存于表层软化部中，充分地引起表层软化部内的C原子的扩散，变得能够得到最佳的C浓度分布。另一方面，曲线2是板厚减少率大的情况的位错密度的变化，如果通过轧制而导入的应变量提高，则恢复变得容易被促进，位错密度急剧降低。因此，为了得到最佳的C浓度分布，必须防止产生曲线2那样的位错密度的变化。从这样的观点出发，每1道次的板厚减少率的上限变得低于50％。需要说明的是，由于为了促进表层软化部中的C原子的扩散，变得需要确保一定量的位错密度和保持时间，因此板厚减少率的下限成为5％，作为道次间隔时间需要确保3秒以上。
另外，在形成硬度过渡带的情况下，板坯的加热时间设定为2小时以上。这是为了：在板坯加热中使元素在母材钢板与表层用钢板之间扩散，减小形成于两者之间的硬度过渡带的平均硬度变化。若加热时间比2小时短则硬度过渡带的平均硬度变化没有充分变小。加热时间的上限没有规定，8小时以上的加热需要大量的加热能量，从成本方面出发不优选。
在将板坯加热后，进行热轧。热轧的完成温度(终轧温度)低于800℃时，轧制排斥力提高，稳定地得到指定的板厚变得困难。因此，热轧的完成温度设定为800℃以上。另一方面，由于为了使热轧的完成温度超过980℃，在从板坯的加热结束到热轧的完成为止的工序中需要将钢板加热的装置，变得需要高成本，因此将热轧的完成温度设定为980℃以下。
之后，在冷却过程中，在750℃～550℃为止的温度以平均冷却速度2.5℃/s以上冷却。这是本发明中重要的条件，是为了使表层软化部的大部分成为低温相变组织、降低硬度不均所需要的工序。在平均冷却速度比2.5℃/s慢的情况下，在表层软化部中产生铁素体相变或珠光体相变，成为硬度不均的原因。优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。高于750℃的温度时，由于铁素体相变或珠光体相变不易产生，所以平均冷却速度没有规定。低于550℃的温度时，由于相变成低温相变组织，所以平均冷却速度没有规定。
卷取温度设定为550℃以下。高于550℃的温度时，在表层软化部中产生铁素体相变或珠光体相变，成为硬度不均的原因。优选为500℃以下，进一步优选为300℃以下。
另一方面，为了使高强度钢板中的板厚中心部的残留奥氏体以面积分率计成为10％以上而提高该高强度钢板的延展性，在上述热轧之后，在冷却过程中，在700℃～500℃之间的温度下保持3秒以上。这是本发明中重要的条件，是为了仅使表层的软质层发生铁素体相变、降低硬度的不均所需要的工序。温度为700℃以上时由于铁素体相变延迟，因此无法将表层设定为铁素体。为500℃以下时表层的一部分成为低温相变组织。由于若具有铁素体和低温相变组织的多个组织，则成为表层的硬度不均的原因，因此保持温度设定为500℃以上。保持时间设定为3秒以上。为了充分进行表层的铁素体相变，需要保持3秒以上。优选保持时间为5秒以上，更优选为10秒以上。
卷取温度设定为母材钢板的贝氏体相变温度区的温度、即母材钢板的马氏体相变开始温度Ms以上且贝氏体相变开始温度Bs以下的温度。这是为了在母材钢板中生成贝氏体或马氏体而制成高强度钢，进而使残留奥氏体稳定化。通过像这样改变母材钢板和表层用钢板的相变的时机从而在表层中得到硬度不均小的组织是本发明的特征之一。需要说明的是，本发明中，马氏体相变开始温度Ms及贝氏体相变开始温度Bs通过以下的式子来算出。
Bs(℃)＝820―290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al
Ms(℃)＝541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al
其中，C、Si、Mn、Cr、Ni及Al为母材钢板的各元素的含量[质量％]，Sf为母材钢板的铁素体的面积分率。
需要说明的是，由于求出钢板的制造中的铁素体的面积分率是困难的，因此，本发明中，在Bs及Ms的算出时，采集进入退火工序之前的冷轧板并以与退火工序相同的温度变化过程进行退火，使用所求出的铁素体的面积分率。
接着，对得到本发明中包含的高强度钢板中的冷轧钢板的方法进行说明。制造该冷轧钢板的方法的特征在于，包含下述工序：
在构成具有上面说明的化学组成的板厚中心部的母材钢板的一面或两面层叠构成具有同样在上面说明的化学组成的表层软化部的表层用钢板而形成复层钢板的工序；
将上述复层钢板在加热温度1100℃以上且1350℃以下、优选超过1150℃且1350℃以下加热、接着进行热轧及冷轧的工序，上述热轧包含粗轧及终轧温度为800～980℃下的精轧，上述粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下进行两次以上的工序；以及
将轧制后的复层钢板在上述表层用钢板的Ac3点-50℃以上并且上述母材钢板的Ac3点-50℃以上且900℃以下的温度下保持5秒以上，接着以平均冷却速度2.5℃/s以上从750℃冷却至550℃以下的工序。
其中，
Ac3＝910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al(式1)
其中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al为各元素的含量[质量％]。
另外，在使元素在母材钢板与表层用钢板之间扩散、在两者之间形成板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下的硬度过渡带的情况下，优选将上述复层钢板在加热温度1100℃以上且1350℃以下或超过1150℃且1350℃以下加热2小时以上，接着进行热轧及冷轧。
进而，为了使高强度钢板中的板厚中心部的残留奥氏体以面积分率计成为10％以上而提高该高强度钢板的延展性，代替上面规定的冷轧后的工序，优选包含将轧制后的复层钢板在连续退火生产线中通板而进行退火的工序，该连续退火生产线中的退火优选包括：首先，将上述复层钢板在700℃以上且900℃以下的加热温度下保持5秒以上；
接着，任意选择地将上述复层钢板按照停留5秒以上且低于400秒的方式从上述加热温度预冷却至上述母材钢板的Bs点以上且低于Ac3点-20℃的预冷却停止温度；
接着，将上述复层钢板以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至上述母材钢板的Ms-100℃以上且低于Bs的冷却停止温度；及
接着，将上述复层钢板在上述母材钢板的Ms-100℃以上的温度区中停留30秒以上且600秒以下。
Ac3(℃)＝910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al (式1)
Bs(℃)＝820―290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al (式2)
Ms(℃)＝541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al (式3)
其中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al为上述母材钢板的各元素的含量[质量％]，Sf为上述母材钢板的铁素体的面积分率。
对各工序更详细地进行说明，则首先，将通过上述的方法制作的复层钢板如在制造热轧钢板的方法中说明的那样在加热温度1100℃以上且1350℃以下或超过1150℃且1350℃以下加热，接着进行热轧，例如在卷取温度20℃以上且700℃以下卷取。接着，将像这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗是去除热轧钢板的表面的氧化物的工序，可以是一次，也可以分成多次来进行。在形成硬度过渡带的情况下，首先，优选将复层钢板在加热温度1100℃以上且1350℃以下或超过1150℃且1350℃以下加热2小时以上。这是为了在加热中使元素在母材钢板与表层用钢板之间扩散，减小形成于两者之间的硬度过渡带的平均硬度变化。若加热时间比2小时短则硬度过渡带的平均硬度变化没有充分变小。接着，将像这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗是去除热轧钢板的表面的氧化物的工序，可以是一次，也可以分成多次来进行。
在冷轧中，由于若压下率的合计超过85％，则母材钢板的延展性消失，在冷轧中母材钢板断裂的危险性提高，因此压下率的合计优选为85％以下。另一方面，为了充分推进退火工序中的软质层的再结晶，优选将压下率的合计设定为20％以上，更优选设定为30％以上。出于在冷轧前降低冷轧载荷的目的，也可以在700℃以下的温度下进行退火。
接着对退火进行说明，在退火中也为了降低表层软化部的硬度不均，将表层软化部的组织的大部分设定为低温相变组织、抑制铁素体相变或珠光体相变是重要的。需要说明的是，只要表层用钢板的化学组成满足上述的适当的范围，则将表层软化部的整体制成低温相变组织，不用担心表层软化部的平均维氏硬度变得高于板厚1/2位置的平均维氏硬度的0.90倍。
在表层用钢板的Ac3点-50℃以上并且母材钢板的Ac3点-50℃以上且900℃以下的温度下保持5秒以上。设定为母材钢板的Ac3点-50℃以上的理由是为了通过将母材钢板加热至铁素体和奥氏体的2相域或奥氏体单相域，从而通过之后的热处理得到相变组织，得到必要的强度。温度比其低时强度显著降低。设定为表层用钢板的Ac3点-50℃以上的理由是为了通过将表层加热至铁素体和奥氏体的2相域或奥氏体单相域，从而通过之后的热处理而将大部分制成低温相变组织，降低硬度不均。温度比其低时硬度不均变大。若加热至900℃以上，则硬质层的原γ粒径粗大化，韧性劣化，因此不优选。
之后以平均冷却速度2.5℃/s以上从750℃冷却至550℃以下。这是本发明中重要的条件，是将表层软化部的大部分制成低温相变组织、降低硬度不均所需要的工序。平均冷却速度比2.5℃/s慢的情况下，在表层软化部中产生铁素体相变或珠光体相变，成为硬度不均的原因。优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。温度高于750℃时，由于不易产生铁素体相变或珠光体相变，所以平均冷却速度没有规定。温度低于550℃时，由于相变成低温相变组织，所以平均冷却速度没有规定。
在550℃以下时，也可以以一定的冷却速度冷却至室温，也可以通过在200℃～550℃左右的温度下保持，从而进行贝氏体相变或者将马氏体回火。但是，由于若在300℃～550℃下长时间保持，则有可能强度降低，因此在该温度下保持的情况下保持时间优选为600秒以下。
为了使高强度钢板中的板厚中心部的残留奥氏体以面积分率计成为10％以上而提高该高强度钢板的延展性，代替上面说明的退火及冷却，优选实施以下的退火及冷却。首先，在退火中加热至700℃以上且900℃以下，保持5秒以上。设定为700℃以上的理由是为了充分推进软化层的再结晶而降低未再结晶分率、降低硬度的不均。温度低于700℃时，软化层的硬度不均变大。若加热至900℃以上，则硬质层的原γ粒径粗大化，韧性劣化，因此不优选。需要在加热温度下保持5秒以上。若保持时间为5秒以下，则母材钢板的奥氏体相变的进行变得不充分，强度的降低变得显著。另外，软化层的再结晶变得不充分，表层的硬度的不均也变大。从这些观点出发，保持时间优选为10秒以上。进一步优选为20秒以上。
退火例如通过将轧制后的复层钢板在连续退火生产线中通板来进行。其中，连续退火生产线中的退火包含：首先，将复层钢板在700℃以上且900℃以下的加热温度下保持5秒以上；接着，任意选择地将复层钢板按照停留5秒以上且低于400秒的方式从该加热温度预冷却至母材钢板的Bs点以上且低于Ac3点-20℃的预冷却停止温度。这样的预冷却工序只要根据需要进行即可，也可以不进行该预冷却工序就进行以后的冷却工序。
紧接着任意选择的预冷却工序，连续退火生产线中的退火包含：将复层钢板以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至母材钢板的Ms-100℃以上且低于Bs的冷却停止温度；以及，接着，将复层钢板在母材钢板的Ms-100℃以上的温度区、更优选为300℃以上且500℃以下的温度区中停留30秒以上且600秒以下。该停留中也可以根据需要任意地进行多次加热及冷却。为了残留奥氏体的稳定化，该停留时间是重要的。必要停留时间低于30秒时，难以得到10％以上的残留奥氏体。另一方面，为600秒以上时，通过组织整体的软质化进行而得到充分的强度变得困难。需要说明的是，本发明中，Ac3、Bs及Ms通过以下的式子来算出。
Ac3(℃)＝910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al (式1)
Bs(℃)＝820―290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al
Ms(℃)＝541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al
其中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al为母材钢板的各元素的含量[质量％]，Sf为母材钢板的铁素体的面积分率。
需要说明的是，由于求出钢板的制造中的铁素体的面积分率是困难的，因此本发明中，在Bs及Ms的算出时，采集进入退火工序之前的冷轧板以与退火工序相同的温度变化过程进行退火，使用所求出的铁素体的面积分率。
之后，在实施热浸镀锌的情况下，镀浴温度为一直以来应用的条件较佳，例如可以应用440℃～550℃这样的条件。另外，在实施热浸镀锌后，进行加热合金化处理，作为制作合金化热浸镀锌钢板的情况的合金化的加热温度为一直以来应用的条件较佳，例如可以应用400℃～600℃这样的条件。合金化的加热方式没有特别限定，可以采用利用燃烧气体的直接加热、或感应加热、直接通电加热等与一直以来的热浸镀设备相应的加热方式。
在合金化处理之后，钢板被冷却至200℃以下，根据需要实施调质轧制。
在制造电镀锌钢板的情况下，例如作为镀覆的前处理，有下述方法：实施碱脱脂、水洗、酸洗、以及水洗，之后，对前处理后的钢板，使用液循环式的电镀装置，作为镀浴使用包含硫酸锌、硫酸钠、硫酸的溶液，以电流密度100A/dm2左右进行电解处理至成为规定的镀覆厚度。
最后对于表层用钢板，记载优选的成分。本发明中的钢板有时在表层软化部和板厚中心部的化学组成不同。这样的情况下，构成表层软化部的表层用钢板中的优选的化学组成如下所述。
表层用钢板的C量优选为母材钢板的C量的0.30倍以上且0.90倍以下。这是为了使表层用钢板的硬度比母材钢板的硬度低。若大于0.90倍，则在最终得到的高强度钢板中有时表层软化部的平均维氏硬度没有成为板厚1/2位置的平均维氏硬度的0.90倍以下。更优选表层用钢板的C量为母材钢板的C量的0.85倍以下，进一步更优选为0.80倍以下。
表层用钢板的Mn量、Cr量及Mo量的总和优选为母材钢板的Mn量、Cr量及Mo量的总和的0.3倍以上。若提高淬透性的Mn量、Cr量及Mo量的总和小于母材钢板的Mn量、Cr量及Mo量的总和的0.3倍，则难以产生低温相变组织，成为硬度的不均的原因。更优选为0.5倍以上，进一步更优选为0.7倍以上。
表层用钢板的B量优选为母材钢板的B量的0.3倍以上。若提高淬透性的B量小于母材钢板的0.3倍，则难以产生低温相变组织，成为硬度的不均的原因。更优选为0.5倍以上，进一步更优选为0.7倍以上。
表层用钢板的Cu量及Ni量的总和优选设定为母材钢板的Cu量及Ni量的总和的0.3倍以上。若提高淬透性的Cu量及Ni量的总和小于母材钢板的Cu量及Ni量的总和的0.3倍，则难以产生低温相变组织，成为硬度的不均的原因。更优选为0.5倍以上，进一步更优选为0.7倍以上。
表层用钢板除了上述的元素以外，还可以具有Si、P、S、Al、N、Cr、B、Ti、Nb、V、Cu、Ni、O、W、Ta、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce。上述元素的优选的组成范围与板厚中心部的优选的范围同样。
接着，对本发明所涉及的钢组织的鉴定方法进行叙述。钢组织可以通过对与钢板的轧制方向及厚度方向平行的截面和/或与轧制方向垂直的截面以500倍～10000倍的倍率进行观察来鉴定。例如，将钢板切出后，通过机械研磨将表面精加工成镜面后，使用硝酸乙醇试剂显现出钢组织。之后，使用扫描型电子显微镜(SEM：scanning electronmicroscope)观察距离表面的深度为该钢板的厚度的1/2左右的区域的钢组织。由此能够测定母材钢板的铁素体的面积分率。另外，本发明中，板厚中心部的残留奥氏体的面积分率通过X射线测定如以下那样来确定。首先，将从钢板的表面到该钢板的厚度的1/2为止的部分通过机械研磨及化学研磨而去除，通过对该化学研磨后的面使用MoKα射线作为特性X射线来进行测定。然后，由体心立方晶格(bcc)相的(200)及(211)、以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的积分强度比，使用下式算出板厚中心部的残留奥氏体的面积分率。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(Sγ为板厚中心部的残留奥氏体的面积分率，I200f、I220f及I311f分别表示fcc相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的强度，I200b及I211b分别表示bcc相的(200)及(211)的衍射峰的强度。)
实施例
本实施例中，对于所得到的各制品，实施维氏硬度试验、纳米硬度试验、拉伸试验、V弯曲试验及弯曲载荷试验。
平均维氏硬度如以下那样来确定。首先，从板厚的1/2位置朝向表面在板厚方向上以板厚的5％间隔、以压入载荷100g重量测定某个板厚方向位置处的维氏硬度，接着从该位置在板厚垂直方向且与轧制方向平行的线上同样地以压入载荷100g重量测定合计5点的维氏硬度，将它们的平均值设定为其板厚方向位置处的平均维氏硬度。需要说明的是，在板厚方向及轧制方向上排列的各测定点的间隔设定为压痕的4倍以上的距离。在某个板厚方向位置处的平均维氏硬度成为同样地测定的板厚1/2位置处的平均维氏硬度的0.90倍以下时，将比该位置更靠表面侧定义为表层软化部。表层软化部整体的平均维氏硬度在像这样定义的表层软化部内随机地测定10点的维氏硬度，作为它们的平均求出。
另外，通过本说明书内规定的方法求出表层软化部的厚度，确定相对于板厚的比率。同样地，通过本说明书内规定的方法确定硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化的值。
表层软化部的纳米硬度是在距离表面为表层软化部厚度的1/2位置，在板厚垂直方向上测定100点的纳米硬度，将这些值的标准偏差设定为表层软化部的纳米硬度的标准偏差。
抗拉强度TS及伸长率(％)在与轧制方向成直角方向上取长轴而制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241进行了测定。
另外，关于极限弯曲半径R，按照相对于轧制方向垂直的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式制作JIS Z 2204中记载的1号试验片，依据JIS Z 2248进行了V弯曲试验。相对于仅一面具有表层软化部的样品，按照具有表层软化部的面成为弯曲外侧的方式进行了弯曲。冲模与冲头的角度设定为60°，以0.5mm单位改变冲头的前端半径而进行弯曲试验，求出能够在不产生龟裂的情况下进行弯曲的冲头前端半径作为极限弯曲半径R。
另外，关于弯曲载荷试验，通过从钢板采集60mm×60mm的试验片，依据德国汽车工业会(VDA)标准238-100，在冲头曲率为0.4mm、辊径为30mm、辊间距离为2×板厚+0.5(mm)、最大压入冲程为11mm的条件下实施弯曲试验，测定此时的最大载荷(N)来进行。本实施例中，将弯曲载荷(N)超过板厚(mm)的3000倍的情况设定为合格。
[实施例A]
对于具有表1中所示的化学组成的板厚为20mm的连续铸造板坯(母材钢板)，将表面进行磨削而将表面氧化物去除后，在其一面或两面通过电弧焊而层叠具有表1中所示的化学组成的表层用钢板。表层用钢板的厚度相对于板厚的比例如表1的“表层用钢板(一侧)的比例(％)”中所示的那样。将其在表2中所示的加热温度、终轧温度、卷取温度的条件下进行热轧，得到层叠热轧钢板。在将热轧钢板制成制品的供试材的情况下，将热轧的700℃～500℃下的保持时间有意地控制为表2中所示的值。在将冷轧钢板制成制品的情况下，之后，进行酸洗、50％的冷轧，以表2中所示的条件进行了退火。
需要说明的是，对于所得到的制品，对距离表层为板厚的2％的位置的化学组成和板厚1/2位置的化学组成进行了实测，结果分别与表1中所示的母材钢板及表层用钢板的化学组成几乎没有变化。
若参照表2，则获知例如就比较例7、27及28的钢板而言，虽然满足表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下的必要条件，但是表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.9，即不满足0.8以下的必要条件。其结果是，就这些比较例的钢板而言，极限弯曲半径R为2.5mm。与此相对照地，就满足上述的两个必要条件的本发明的实施例中的钢板而言，极限弯曲半径R低于2mm、特别是为1.5mm或1mm。因此，获知通过将表层软化部的硬度的不均抑制到规定的范围内，与单纯地在板厚中心部中组合比其柔软的表层软化部而得到的钢板相比，能够显著改善钢板的弯曲性。
另外，若参照比较例4的热轧钢板，则在热轧后的冷却过程中将在750℃～550℃下的保持时间设定为1秒的情况下，表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的0.57倍，表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.9，极限弯曲半径R为2.5mm。与此相对照地，就除了将保持时间设定为5秒及将卷取温度设定为180℃以外与比较例4同样地制作的实施例3的热轧钢板而言，表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的0.86倍，表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.5，极限弯曲半径R为1mm。
另外，若参照实施例5及8的冷轧钢板，则获知通过按照满足表层用钢板的Ac3点-50℃以上并且母材钢板的Ac3点-50℃以上且900℃以下的温度、保持5秒以上及从750℃到550℃以下的平均冷却速度为2.5℃/s以上的必要条件的方式适当地选择退火时的温度、保持时间及平均冷却速度，能够抑制表层软化部的硬度的不均(表层软化部的纳米硬度的标准偏差：0.4或0.5)，其结果是能够显著改善冷轧钢板的弯曲性(极限弯曲半径R为1.5mm)。另一方面，就不满足上述的必要条件的比较例6、7及9的冷轧钢板而言，表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.9，极限弯曲半径R为2.5mm。
另外，就在热轧中没有将粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下实施两次以上而制造的钢板而言，极限弯曲半径R高和/或弯曲载荷低，无法达成充分的弯曲加工性。
[实施例B：硬度过渡带的形成]
对于具有表3中所示的化学组成的板厚为20mm的连续铸造板坯(母材钢板)，将表面进行磨削而将表面氧化物去除后，在其一面或两面通过电弧焊而层叠具有表1中所示的化学组成的表层用钢板。表层用钢板的厚度相对于板厚的比例如表3的“表层用钢板(一侧)的比例(％)”中所示的那样。将其在表4中所示的加热温度、加热时间、终轧温度、卷取温度的条件下进行热轧，得到层叠热轧钢板。在将热轧钢板制成制品的供试材的情况下，将热轧的750℃～550℃的平均冷却速度有意地控制为表4中所示的值。在将冷轧钢板制成制品的情况下，之后，进行酸洗、50％的冷轧，在表4中所示的条件下进行了退火。
需要说明的是，对于所得到的制品，对距离表层为板厚的2％的位置的化学组成和板厚1/2位置的化学组成进行了实测，结果分别与表3中所示的母材钢板及表层用钢板的化学组成几乎没有变化。
若参照表4，则获知例如就比较例107、128及129的钢板而言，虽然满足表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下的必要条件，进而满足硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下的必要条件，但是表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.9，即不满足0.8以下的必要条件。其结果是，就这些比较例的钢板而言，极限弯曲半径R为2.5mm。另一方面，就实施例110而言，获知虽然满足表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下的必要条件，进而满足表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下的必要条件，但是硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化为5015(ΔHv/mm)，即超过5000(ΔHv/mm)。其结果是，就实施例110的钢板而言，极限弯曲半径R为1.5mm。与此相对照地，就满足“表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下”及“表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下”这两个必要条件并且“硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下”的实施例中的钢板而言，极限弯曲半径R为1mm。因此，获知通过将表层软化部的硬度的不均及硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化这两者控制为特定的范围内，与单纯地在板厚中心部中组合比其柔软的表层软化部等而得到的钢板、且仅将表层软化部的硬度的不均及硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化中的一者控制为特定的范围内的钢板相比，能够显著改善钢板的弯曲性。
另外，若参照比较例104的热轧钢板，则在热轧后的冷却过程中将750℃～550℃下的保持时间设定为1秒的情况下，表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.9，极限弯曲半径R为2.5mm。与此相对照地，就除了将保持时间设定为5秒及将卷取温度设定为180℃以外与比较例104同样地制作的实施例103的热轧钢板而言，表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.5，极限弯曲半径R为1mm。
另外，若参照实施例105及108的冷轧钢板，则获知通过按照满足在表层用钢板的Ac3点-50℃以上并且母材钢板的Ac3点-50℃以上且900℃以下的温度下保持5秒以上及从750℃到550℃以下以平均冷却速度2.5℃/s以上冷却的必要条件的方式，适当地选择退火时的温度、保持时间及平均冷却速度，能够抑制表层软化部的硬度的不均(表层软化部的纳米硬度的标准偏差：0.4或0.5)，其结果是能够显著改善冷轧钢板的弯曲性(极限弯曲半径R为1mm)。另一方面，就不满足上述的必要条件的比较例106、107及109的冷轧钢板而言，表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.9，极限弯曲半径R为2.5mm。
另外，就在热轧中没有将粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下实施两次以上而制造的钢板而言，极限弯曲半径R高和/或弯曲载荷低，无法达成充分的弯曲加工性。
[实施例C：以面积分率计包含10％以上的残留奥氏体的板厚中心部的形成]
对于具有表5中所示的化学组成的板厚为20mm的连续铸造板坯(母材钢板)，将表面进行磨削而将表面氧化物去除后，在其一面或两面通过电弧焊而层叠具有表5中所示的化学组成的表层用钢板。将其在表6中所示的加热温度、终轧温度、卷取温度的条件下进行热轧，得到层叠热轧钢板。在将热轧钢板制成制品的供试材的情况下，将热轧的700℃～500℃下的保持时间有意地控制为表6中所示的值。在将冷轧钢板制成制品的情况下，之后，进行酸洗，以表6中所示的冷轧率进行冷轧，进一步在表6中所示的条件下下进行了退火。
需要说明的是，对于所得到的制品，对距离表层为板厚的2％的位置的化学组成和板厚1/2位置的化学组成进行了实测，结果分别与表5中所示的母材钢板及表层用钢板的化学组成几乎没有变化。
将抗拉强度为800MPa以上、极限弯曲半径R低于2mm、弯曲载荷(N)超过板厚(mm)的3000倍的情况评价为弯曲性优异的高强度钢板(表6中的实施例)。进而将伸长率为15％以上的情况评价为弯曲性及延展性优异的高强度钢板(表6中的实施例201～241)。另一方面，将“抗拉强度为800MPa以上”、“极限弯曲半径R低于2mm”及“弯曲载荷(N)超过板厚(mm)的3000倍”的性能中哪怕任一者不满足的情况设定为比较例。
另外，就在热轧中没有将粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下实施两次以上而制造的钢板而言，极限弯曲半径R高和/或弯曲载荷低，无法达成充分的弯曲加工性。
[实施例D：硬度过渡带及以面积分率计包含10％以上的残留奥氏体的板厚中心部的形成]
对于具有表7中所示的化学组成的板厚为20mm的连续铸造板坯(母材钢板)，将表面进行磨削而将表面氧化物去除后，在其一面或两面通过电弧焊而层叠具有表7中所示的化学组成的表层用钢板。将其在表8中所示的加热温度、加热时间、终轧温度、卷取温度的条件下进行热轧，得到层叠热轧钢板。在将热轧钢板制成制品的供试材的情况下，将热轧的700℃～500℃下的保持时间有意地控制为表8中所示的值。在将冷轧钢板制成制品的情况下，之后，进行酸洗，以表8中所示的冷轧率进行冷轧，进一步在表8中所示的条件下进行了退火。
需要说明的是，对于所得到的制品，对距离表层为板厚的2％的位置的化学组成和板厚1/2位置的化学组成进行了实测，结果分别与表7中所示的母材钢板及表层用钢板的化学组成几乎没有变化。
将抗拉强度为800MPa以上、极限弯曲半径R低于2mm、弯曲载荷(N)超过板厚(mm)的3000倍的情况评价为弯曲性优异的高强度钢板(表8中的实施例)。获知特别是就实施例356而言，虽然满足表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下的必要条件，进而满足表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下的必要条件，但是硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化超过5000(ΔHv/mm)。其结果是，就实施例356的钢板而言，极限弯曲半径R为1.5mm。与此相对照地，就满足“表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下”及“表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下”这两个必要条件并且“硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下”的实施例的钢板而言，极限弯曲半径R为1mm。进而，在板厚中心部以面积分率计包含10％以上残留奥氏体的情况下，伸长率成为15％以上，能够得到除了弯曲性以外、延展性也优异的高强度钢板(表8中的实施例301～341)。另一方面，将“抗拉强度为800MPa以上”、“极限弯曲半径R低于2mm”及“弯曲载荷(N)超过板厚(mm)的3000倍”的性能中的哪怕任一者不满足的情况设定为比较例。
另外，就在热轧中没有将粗轧在粗轧温度：1100℃以上、每1道次的板厚减少率：5％以上且低于50％及道次间隔时间：3秒以上的条件下实施两次以上而制造的钢板而言，极限弯曲半径R高和/或弯曲载荷低，无法达成充分的弯曲加工性。

Claims (12)

1.一种高强度钢板，其特征在于，其是包含板厚中心部和配置于该板厚中心部的一侧或两侧的表层软化部且抗拉强度为800MPa以上的高强度钢板，各表层软化部具有超过10μm～板厚的30％以下的厚度，所述表层软化部的平均维氏硬度为板厚1/2位置的平均维氏硬度的超过0.60倍且0.90倍以下，所述表层软化部的纳米硬度的标准偏差为0.8以下。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述板厚中心部与各表层软化部之间进一步包含与它们相邻地形成的硬度过渡带，该硬度过渡带的板厚方向的平均硬度变化为5000(ΔHv/mm)以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以面积分率计包含10％以上的残留奥氏体。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以质量％计含有：
C：0.05～0.8％、
Si：0.01～2.50％、
Mn：0.010～8.0％、
P：0.1％以下、
S：0.05％以下、
Al：0～3％及
N：0.01％以下，
剩余部分包含铁及不可避免的杂质。
5.根据权利要求4所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部进一步以质量％计含有选自由：
Cr：0.01～3％、
Mo：0.01～1％及
B：0.0001％～0.01％构成的组中的至少一种。
6.根据权利要求4或5所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部进一步以质量％计含有选自由：
Ti：0.01～0.2％、
Nb：0.01～0.2％及
V：0.01～0.2％构成的组中的至少一种。
7.根据权利要求4～6中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部进一步以质量％计含有选自由：
Cu：0.01～1％及
Ni：0.01～1％构成的组中的至少一种。
8.根据权利要求4～7中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述表层软化部的C量为所述板厚中心部的C量的0.30倍以上且0.90倍以下。
9.根据权利要求5～8中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述表层软化部的Mn量、Cr量及Mo量的总和为所述板厚中心部的Mn量、Cr量及Mo量的总和的0.3倍以上。
10.根据权利要求5～9中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述表层软化部的B量为所述板厚中心部的B量的0.3倍以上。
11.根据权利要求7～10中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述表层软化部的Cu量及Ni量的总和为所述板厚中心部的Cu量及Ni量的总和的0.3倍以上。
12.根据权利要求1～11中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在所述表层软化部的表面进一步包含热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。
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